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Die
vorliegende Erfindung betrifft die Herstellung von gewalzten Aluminiumerzeugnissen,
die über
verbesserte Eigenschaften verfügen.
Spezieller betrifft die Erfindung die Herstellung von Aluminiumblech-Erzeugnissen
mit kontrollierten Mikrostrukturen, die eine verbesserte Festigkeit
und Ermüdungsrissausbreitungsgeschwindigkeit
zeigt. Diese Blecherzeugnisse sind bei Anwendungen in der Raumfahrtindustrie
verwendbar, wie beispielsweise Flugzeugrümpfe, sowie bei anderen Anwendungen.
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Flugzeugbauteile,
wie beispielsweise Rümpfe,
werden typischerweise aus Aluminiumblech-Erzeugnissen gefertigt.
Der Ausbreitungswiderstand gegenüber
Ermüdungsrissen
in solchen Raumfahrterzeugnissen ist sehr bedeutsam. Ein besserer
Ermüdungsrissausbreitungswiderstand
bedeutet, dass sich Risse langsamer ausbreiten, wodurch das Flugzeug
sicherer wird, da sich kleine Risse leichter nachweisen lassen,
bevor sie eine kritische Größe erreichen,
die zu einem katastrophalen Versagen führen könnten. Darüber hinaus kann eine langsame
Rissausbreitung einen wirtschaftlichen Nutzen haben, da längere Inspektionsintervalle
zur Anwendung gelangen können.
Die US-P-5 213 639 von Colvin et al. offenbart Aluminiumlegierungserzeugnisse, die
bei Anwendungen in der Luftfahrt verwendbar sind.
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Die
Veröffentlichung
von K. V. Jata et al., "The
Anisotropy and Texture of Al-Li-Alloys", Materials Science Forum, Bd. 217–222 (1996),
S. 647–652,
offenbart gewalzte Aluminiumblech-Erzeugnisse von Aluminiumlegierungen
2090 und 2091, die nicht rekristallisierte Körner zeigen, die über eine
Messing-Textur verfügen, die
größer ist
als 20.
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Die
vorliegende Erfindung gewährt
gewalzte Aluminiumblech-Erzeugnisse mit verbessertem Widerstand
gegen Ermüdungsrissausbreitung
sowie anderen vorteilhaften Eigenschaften, einschließlich verbesserten
Kombinationen von Festigkeit und Bruchzähigkeit.
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Gemäß der vorliegenden
Erfindung erzeugte Aluminiumblech-Erzeugnisse zeigen ein verbesserter Widerstand
gegenüber
Ausbreitung von Rissen. Aluminiumlegierungszusammensetzungen und
Verarbeitungsparameter sind kontrolliert, um den Ermüdungsrissausbreitungswiderstand
zu erhöhen.
Dieser Widerstand ist ein Ergebnis einer stark anisotropen Mikrokornstruktur,
die Risse dazu bringt, einen transkristallinen oder einen interkristallinen
kurvenreichen Ausbreitungsweg zu nehmen. Die Zahl der Zyklen die
erforderlich ist, um diese kurvenreichen Risse zu einer kritischen
Risslänge
auszudehnen ist deutlich größer als
die Zahl der Zyklen, die zur Ausbreitung eines Risses erforderlich
ist, der einen glatten interkristallinen oder nicht-kurvenreichen
Weg nimmt.
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In
einer Ausführungsform
der Erfindung werden Legierungszusammensetzungen, thermomechanische
und thermische Praktiken kontrolliert, um eine nichtrekristallisierte
Mikrostruktur oder einen gewünschten Umfang
an Rekristallisation zu entwickeln. Die Mikrostrukturen werden mit
Hilfe von Dispersoiden oder Ausscheidungen kontrolliert, die bei
zwischengeschalteten Verarbeitungsschritten erzeugt werden, oder
mit Ausscheidungsbehandlungen, um Hinderungen für Versetzungs- und Korngrenzenbewegung
zu liefern. Die Blecherzeugnisse weisen längliche Körner auf, die eine stark anisotrope
Mikrostruktur erzeugen.
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Gemäß einer
der Ausführungsformen
kann die anisotrope Mikrostruktur als Folge eines Warmwalzens und
zusätzlicher
thermischer Behandlungen entwickelt werden. Die Temperatur des Warmwalzens
ist geregelt, um den gewünschten
Typ, Volumenanteil und Verteilung der kristallographischen Textur
zu erleichtern. In einer der Ausführungsformen liefert ein Erholungsglühen nach
dem Warmwalzen die gewünschte
anisotrope Mikrostruktur nach einer abschließenden Lösungsglühbehandlung und wahlweisen
Arbeitsschritten des Streckens und Temperns. Zusätzliche Zwischenglühungen lassen
sich anwenden, um die Treibkraft der Rekristallisation zu kontrollieren.
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Die
Zusammensetzungen der Aluminiumerzeugnisse werden bevorzugt so ausgewählt, dass
Dispersoid erzeugende Legierungselemente bereitgestellt werden,
die die Rekristallisation und Erholungsprozesse während der
Herstellung kontrollieren. In einer der Ausführungsformen werden Mischungen
von Legierungselementen bevorzugt, die die kohärente Struktur vom Cu3Au-Prototyp erzeugen (L12 in der Strukturnomenklatur).
Diese Elemente schließen
Zr, Hf und Sc ein. Darüber
hinaus lassen sich außerdem
Legierungselemente nutzen, die inkohärente Dispersoide erzeugen,
wie beispielsweise Cr, V, Mn, Ni und Fe. Es können Kombinationen dieser Legierungselemente
verwendet werden.
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Nach
einem Aspekt der vorliegenden Erfindung wird ein gewalztes Aluminiumlegierungsblech-Erzeugnis
mit hohen Werten der kristallographischen Anisotropie gewährt.
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Nach
einem anderen Aspekt der vorliegenden Erfindung wird ein Legierungsblech-Erzeugnis
auf Al-Cu-Basis gewährt,
das über
hohe Werte der kristallographischen Anisotropie verfügt.
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Nach
einem weiteren Aspekt der vorliegenden Erfindung wird ein Flugzeugrumpfblech
gewährt,
das ein gewalztes Aluminiumlegierungsblech-Erzeugnis mit einer anisotropen
Mikrostruktur aufweist.
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Nach
einem anderen Aspekt der vorliegenden Erfindung wird ein Verfahren
zum Erzeugen eines Aluminiumlegierungsblech-Erzeugnisses gewährt, das
eine stark anisotrope Kornmikrostruktur hat. Das Verfahren schließt die Schritte der
Bereitstellung einer Aluminiumlegierung, Warmwalzen der Aluminiumlegierung
unter Erzeugung eines Bleches, Erholungsglühen/Rekristallisationsglühen des
warmgewalzten Bleches, Lösungsglühbehandlung
des geglühten
Bleches und Erholung des Blecherzeugnisses mit einer anisotropen
Mikrostruktur ein.
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Diese
und andere Aspekte der vorliegenden Erfindung werden anhand der
folgenden Beschreibung leichter offensichtlich.
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Es
zeigen:
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1 eine schematische Teilansicht
eines Flugzeuges, einschließlich
ein Aluminiumlegierungsrumpfblech, womit die Orientierung typischer
Ermüdungsrisse
gezeigt wird, die sich in dem Rumpfblech entwickeln können;
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2 einen Fertigungsplan für ein Aluminiumblech-Erzeugnis
mit einer anisotropen Mikrostruktur, das nach einer Ausführungsform
der vorliegenden Erfindung erzeugt wird;
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3 einen Fertigungsplan für ein Aluminiumblech-Erzeugnis
mit einer anisotropen Mikrostruktur, das nach einer anderen Ausführungsform
der Erfindung erzeugt wird;
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4a und 4b Mikrophotographien, die die weitgehend "äquiaxialen" Körner
von Blecherzeugnissen der Legierung 2024 und 2524 der Aluminum Association
veranschaulichen, die üblicherweise
als Rumpfblech verwendet werden;
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5a und 5b Mikrophotographien, die die anisotrope
Mikrostruktur eines Aluminiumblech-Erzeugnisses veranschaulichen,
das nach einer Ausführungsform
der vorliegenden Erfindung erzeugt wurde;
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6a und 6b Mikrophotographien, die die anisotrope
Mikrostruktur eines anderen Aluminiumblech-Erzeugnisses veranschaulichen,
das nach einer Ausführungsform
der vorliegenden Erfindung erzeugt wurde;
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7a und 7b Mikrophotographien, die die anisotrope
Mikrostruktur eines weiteren Aluminiumblech-Erzeugnisses veranschaulichen,
das nach einer Ausführungsform
der vorliegenden Erfindung erzeugt wurde;
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8a und 8b Mikrophotographien, die die anisotrope
Mikrostruktur eines anderen Aluminiumblech-Erzeugnisses veranschaulichen,
das nach einer Ausführungsform
der vorliegenden Erfindung erzeugt wurde;
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9a und 9b Mikrophotographien, die die anisotrope
Mikrostruktur eines weiteren Aluminiumblech-Erzeugnisses veranschaulichen,
das nach einer Ausführungsform
der vorliegenden Erfindung erzeugt wurde;
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10a und 10b Mikrophotographien, die die anisotrope
Mikrostruktur eines anderen Aluminiumblech-Erzeugnisses veranschaulichen,
das nach einer Ausführungsform
der vorliegenden Erfindung erzeugt wurde;
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11 das Layout von Proben,
die aus den Blechproben für
Prüfungszwecke
entnommen wurden;
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12 eine graphische Darstellung
zur Veranschaulichung der Werte der Formänderungsfestigkeit unter Zug
für Blechproben
der vorliegenden Erfindung in unterschiedlichen Orientierungen;
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13 und 14 graphische Darstellungen zur Veranschaulichung
der Kurven des Rissausbreitungswiderstandes für Blechproben der vorliegenden
Erfindung;
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15 graphische Darstellung
zur Veranschaulichung der Bruchzähigkeit
und der Formänderungsfestigkeit
unter Zug für
Blechproben der vorliegenden Erfindung;
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16 eine graphische Darstellung
zur Veranschaulichung der Ergebnisse des Ermüdungsversuches für zwei der
erfindungsgemäßen Legierungen,
die nichtrekristallisierte Mikrostrukturen zeigen;
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17 eine graphische Darstellung
zur Veranschaulichung der Formänderungsfestigkeit
unter Zug für Blechproben
der vorliegenden Erfindung in unterschiedlichen Orientierungen;
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18 eine Mikrophotographie
zur Veranschaulichung der anisotropen Mikrostruktur eines Aluminiumblech-Erzeugnisses,
das nach einer Ausführungsform
der vorliegenden Erfindung erzeugt wurde;
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19 eine Mikrophotographie
zur Veranschaulichung der anisotropen Mikrostruktur eines anderen Aluminiumblech-Erzeugnisses,
das nach einer Ausführungsform
der vorliegenden Erfindung erzeugt wurde;
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20 eine Mikrophotographie
zur Veranschaulichung der anisotropen Mikrostruktur eines weiteren Aluminiumblech-Erzeugnisses,
das entsprechend einer Ausführungsform
der vorliegenden Erfindung verwendet wurde;
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21 eine Mikrophotographie
zur Veranschaulichung der anisotropen Mikrostruktur eines anderen Aluminiumblech-Erzeugnisses,
das nach einer Ausführungsform
der vorliegenden Erfindung erzeugt wurde;
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22 eine graphische Darstellung
zur Veranschaulichung der Werte der Formänderungsfestigkeit unter Zug
für Blecherzeugnisse
der vorliegenden Erfindung in unterschiedlichen Orientierungen;
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23 bis 26 graphische Darstellungen zur Veranschaulichung
der Bruchzähigkeit
und der Werte der Formänderungsfestigkeit
unter Zug für
Blech erzeugnisse, die nach Ausführungsformen
der vorliegenden Erfindung erzeugt wurden;
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27 eine graphische Darstellung
zur Veranschaulichung der Ergebnisse des Ermüdungsversuches in Doppelausführung für zwei Alclad-Legierungen,
die langgestreckte rekristallisierte Körner zeigen;
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28 eine graphische Darstellung
zur Veranschaulichung der Ergebnisse der S/N-Ermüdungsprüfung für zwei Alclad-Legierungen,
die langgestreckte rekristallisierte Körner zeigen.
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Gemäß der vorliegenden
Erfindung wird ein gewalztes Aluminiumlegierungsblech-Erzeugnis
bereitgestellt, das eine stark anisotrope Mikrostruktur aufweist.
Der Begriff "anisotrope
Mikrostruktur",
wie er hierin verwendet wird, bedeutet eine Korn-Mikrostruktur,
bei der die Körner
langgestreckte nichtrekristallisierte Körner oder langgestreckte rekristallisierte
Körner
mit einem mittleren Länge/Dicke-Verhältnis größer als
etwa 4 zu 1 ist. Das mittlere Höhen/Breite-Verhältnis des
Korns ist vorzugsweise größer als
etwa 6 zu 1, mehr bevorzugt größer als
etwa 8 zu 1. In einer besonders bevorzugten Ausführungsform hat die anisotrope
Mikrostruktur ein Höhen/Breite-Verhältnis des
Korns von größer als
etwa 10 zu 1. In beiden Fällen
von rekristallisierten oder nichtrekristallisierten Körnern besteht
das übliche
Merkmal zwischen den rekristallisierten und nichtrekristallisierten
Korn-Mikrostrukturen darin, dass die Körner langgestreckt sind. Eine
Untersuchung dieser Körner
kann beispielsweise mit Hilfe der Lichtmikroskopie bei 50 bis 100-facher
Vergrößerung in
geeignet polierten und geätzten
Proben erfolgen, die in Längsrichtung
durch die Dicke hindurch betrachtet werden. Bei rekristallisierten Erzeugnissen
zeigen die anisotropen Mikrostrukturen, die nach der vorliegenden
Erfindung erzielt werden, eine mit Hilfe von Standardmethoden ermittelte
Goss-Textur von größer als
20, mehr bevorzugt größer als
30 oder 40. Bei nichtrekristallisierten Erzeugnissen zeigen die
anisotropen Mikrostrukturen eine mit Hilfe von Standardmethoden
ermittelte Messing-Textur größer als
20 und mehr bevorzugt größer als
30 oder 40.
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Der
hierin verwendete Begriff "Blech" schließt gewalzte
Aluminiumerzeugnisse mit einer Dicke von etwa 0,01 bis etwa 0,35
inch ein. Die Dicke des Bleches beträgt vorzugsweise etwa 0,025
bis etwa 0,325 inch und mehr bevorzugt etwa 0,05 bis etwa 0,3 inch.
Bei zahlreichen Anwendungen, wie beispielsweise bei Flugzeugrümpfen, hat
das Blech vorzugsweise eine Dicke von etwa 0,05 bis etwa 0,25 inch
und mehr bevorzugt etwa 0,05 bis etwa 0,2 inch. Das Blech kann plattiert
oder unplattiert sein, wobei die bevorzugten Dicken der Lage der
Plattierung etwa 1 bis etwa 5% der Blechdicke beträgt.
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Der
hierin verwendete Begriff "nichtrekristallisiert" bedeutet ein Blecherzeugnis,
das Körner
zeigt, die sich auf die ursprünglichen,
in dem Barren oder der Zwischenbramme vorhandenen Körner beziehen.
Die ursprünglichen
Körner
sind lediglich mechanisch verformt worden. Als Ergebnis zeigen die
nichtrekristallisierten Korn-Mikrostrukturen außerdem eine ausgeprägte kristallographische
Warmwalztextur. Der hierin verwendete Begriff "rekristallisiert" bedeutet Körner, die aus den ursprünglich verformten
Körner
gebildet worden sind. Dieses tritt im typischen Fall im Versaufe
des Warmwalzens, während
der Lösungsglühbehandlung
oder während der
Glühungen
auf, wobei diese Glühbehandlungen
zwischengeschaltet sein können
zwischen dem Warmwalzen und/oder vor der Lösungsglühbehandlung.
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In
einer der Ausführungsformen
der Erfindung sind die Blecherzeugnisse als Flugzeugrumpfblech verwendbar. 1 veranschaulicht schematisch
ein Flugzeug 10, mit einem Rumpf 12, der aus dem erfindungsgemäßen Aluminium-Knetlegierungsblech
gefertigt sein kann. Das Aluminiumlegierungsblech kann mit mindestens
einer Lage einer Aluminiumplattierung mit Hilfe auf dem Gebiet bekannter
Verfahren ausgestattet sein. Das plattierte oder nichtplattierte
Blech der vorliegenden Erfindung kann zu einem Flugzeugrumpf in
konventioneller Weise zusammengebaut sein, die auf dem Gebiet bekannt
ist. Die Feile A und B in 1 geben
die Orientierungen und Ausbreitungswege der Ermüdungsrisse an, die sich in
einem Flugzeugrumpfblech entwickeln können. Nach einer Ausführungsform
ist die anisotrope Mikrostruktur des erfindungsgemäßen Blecherzeugnisses
auf dem Rumpf so orientiert, dass die Längen der Körner mit hohem Breiten/Längen-Verhältnis weitgehend
senkrecht zu den wahrscheinlichen Ausbreitungswegen des Ermüdungsrisses
durch das Rumpfblech hindurch orientiert sind. Beispielsweise können entweder
die Längsorientierungen
und/oder langen Querorientierungen des Bleches im Wesentlichen senkrecht
zu den in 1 gezeigten
Richtungen A oder B orientiert sein.
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Gemäß der vorliegenden
Erfindung werden Aluminiumlegierungszusammensetzungen kontrolliert,
um den Ermüdungsriss-Ausbreitungswiderstand
zu erhöhen.
Einige der geeigneten Legierungszusammensetzungen können die
Legierungen der Aluminum Association 2xxx, 5xxx, 6xxx und 7xxx sowie
Varianten davon sein. Beispielsweise schließen geeignete Aluminiumlegierungszusammensetzungen
zur Verwendung im Sinne der vorliegenden Erfindung Legierungen auf
Basis von Al-Cu ein, wie beispielsweise 2xxx-Legierungen. Eine bevorzugte
Legierung auf Basis von Al-Cu weist etwa 1% bis etwa 5 Gew.-% Cu,
mehr bevorzugt mindestens etwa 3 Gew.-% Cu und etwa 0,1% bis etwa
6 Gew.-% Mg auf.
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Ein
Beispiel für
eine besonders bevorzugte Legierung auf Al-Cu-Basis weist etwa 3,5%
bis etwa 4,5 Gew.-% Cu, etwa 0,6% bis etwa 1,6 Gew.-% Mg, etwa 0,3%
bis etwa 0,7 Gew.-% Mn und etwa 0,08% bis etwa 0,13 Gew.-% Zr auf.
Gemäß einer
anderen bevorzugten Ausführungsform
hat das gewalzte Aluminiumlegierungsblech-Erzeugnis eine Zusammensetzung
von etwa 3,8% bis etwa 4,4 Gew.-% Cu, etwa 0,3% bis etwa 0,7 Gew.-%
Mn, etwa 1,0% bis etwa 1,6 Gew.-% Mg und etwa 0,09% bis etwa 0,12
Gew.-% Zr. Nach einer weiteren bevorzugten Ausführungsform hat das gewalzte
Aluminiumblech-Erzeugnis eine Zusammensetzung von etwa 3,4% bis
etwa 4,0 Gew.-% Cu, 0% bis etwa 0,4 Gew.-% Mn, etwa 1,0% bis etwa
1,6 Gew.-% Mg und etwa 0,09% bis etwa 0,12 Gew.-% Zr. Nach einer
anderen bevorzugten Ausführungsform
hat das gewalzte Aluminiumlegierungsblech-Erzeugnis eine Zusammensetzung
von etwa 3,2% bis etwa 3,8 Gew.-% Cu, etwa 0,3% bis etwa 0,7 Gew.-%
Mn, etwa 1,0% bis etwa 1,6 Gew.-% Mg, etwa 0,09% bis etwa 0,12 Gew.-%
Zr und etwa 0,25% bis etwa 0,75 Gew.-% Li.
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Die
Legierungen auf Basis von Al-Cu, die nach der vorliegenden Erfindung
erzeugt werden, können bis
zu etwa 1 Gew.-% mindestens ein zusätzliches Legierungselement
aufweisen, das ausgewählt
ist aus Zn, Ag, Li und Si. Diese Elemente können bei geeigneter Wärmebehandlung
Anlass zur Erzeugung von verfestigenden Ausscheidungen bilden. Derartige
Ausscheidungen bilden sich bei natürlicher Alterung bei Raumtemperatur
oder während
einer künstlichen
Alterung, z. B. bei Temperaturen bis zu 350°F.
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Die
Legierungen auf Basis von Al-Cu können weiter bis zu etwa 1 Gew.-%
mindestens ein zusätzliches Legierungselement
aufweisen, das ausgewählt
ist aus Hf, Sc, Zr und Li. Diese Elemente können bei geeigneter Wärmebehandlung
Anlass zur Erzeugung oder Erhöhung
von kohärenten
Dispersoiden bilden. Derartige Dispersoide können die Fähigkeit der Mikrostruktur verbessern,
mit langgestreckten rekristallisierten oder nichtrekristallisierten
Körnern
erzeugt zu werden.
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Die
Legierungen auf Basis von Al-Cu können ferner bis zu etwa 1 Gew.-%
mindestens ein zusätzliches Legierungselement
aufweisen, das ausgewählt
ist aus Cr, V, Mn, Ni und Fe. Diese Legierungen können bei geeigneter
Wärmebehandlung
Anlass zur Erzeugung inkohärente
Dispersoide geben. Derartige Dispersoide können die Kontrolle der Rekristallisation
und des Kornwachstums fördern.
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Zusätzlich zu
den Legierungen auf Basis von Al-Cu können Legierungen auf Basis
von Al-Mg, Legierungen auf Basis von Al-Si, Legierungen auf Basis
von Al-Mg-Si und Legierungen auf Basis von Al-Zn als Blecherzeugnisse
erzeugt werden, die gemäß der vorliegenden
Erfindung über
anisotrope Mikrostrukturen verfügen.
Beispielsweise lassen sich die Legierungen der Aluminum Association
5xxx, 6xxx und 7xxx oder Modifikationen davon zu Blecherzeugnissen
verarbeiten, die über
anisotrope Mikrostrukturen verfügen.
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Geeignete
Legierungen auf Al-Mg-Basis haben Zusammensetzungen von etwa 0,2%
bis etwa 7,0 Gew.-% Mg, 0% bis etwa 1 Gew.-% Mn, 0% bis etwa 1,5
Gew.-% Cu, 0% bis etwa 3 Gew.-% Zn und 0% bis etwa 0,5 Gew.-% Si.
Darüber
hinaus können
in Legierungen auf Basis von Al-Mg zusätzlich weitere Legierungszusätze mit
bis zu etwa 1 Gew.-% verfestigenden Zusätzen einbezogen sein, die ausgewählt sind
aus Li, Ag, Cd und Lanthaniden, und/oder bis zu etwa 1 Gew.-% in
Dispersoid-Erzeugern, wie beispielsweise Cr, Fe, Ni, Sc, Hf, Ti,
V und Zr.
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Geeignete
Legierungen auf Basis von Al-Mg-Si haben Zusammensetzungen von etwa
0,1% bis etwa 2,5 Gew.-% Mg, etwa 0,1% bis etwa 2,5 Gew.-% Si, 0%
bis etwa 2 Gew.-% Cu, 0% bis etwa 3 Gew.-% Zn und 0% bis etwa 1
Gew.-% Li. Darüber
hinaus können
in Legierungen auf Basis von Al-Mg-Si wahlweise wietere Legierungszusätze bis
zu etwa 1 Gew.-% verfestigende Zusätze einbezogen sein, die ausgewählt sind
aus Ag, Cd und Lanthaniden, und/oder bis zu etwa 1 Gew.-% Dispersoid-Erzeugern,
wie beispielsweise Mn, Cr, Ni, Fe, Sc, Hf, Ti, V und Zr.
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Geeignete
Legierungen auf Al-Zn-Basis haben Zusammensetzungen von etwa 1%
bis etwa 10 Gew.-% Zn, etwa 0,1% bis etwa 3 Gew.-% Cu, etwa 0,1%
bis etwa 3 Gew.-% Mg, 0% bis etwa 2 Gew.-% Li und 0% bis etwa 2
Gew.-% Ag. Darüber
hinaus können
in Legierungen auf Basis von Al-Zn wahlweise weitere Legierungszusätze bis
zu etwa 1 Gew.-% verfestigende Zusätze einbezogen sein, die ausgewählt sind
aus Cd und Lanthaniden, und/oder bis zu etwa 1 Gew.-% Dispersoid-Erzeugern,
wie beispielsweise Mn, Cr, Ni, Fe, Sc, Hf, Ti, V und Zr.
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Gemäß der vorliegenden
Erfindung werden die Prozessparameter kontrolliert, um den Ermüdungsrissausbreitungswiderstand
der gewalzten Aluminiumlegierungsblech-Erzeugnisse zu erhöhen. Ein
bevorzugter Prozess schließt
die Schritte ein: Gießen,
Schälen,
Vorwärmen,
erstes Warmwalzen, Nacherhitzen, abschließendes Warmwalzen, wahlweise
Kaltwalzen, wahlweise Zwischenglühen
während
des Warmwalzens oder Kaltwalzens, Glühbehandlung zur Kontrolle der
anisotropen Korn-Mikrostrukturen, Lösungsglühbehandlung, Richten und Strecken
und/oder Kaltwalzen. Ein Beispiel für ein Fließschema der Fertigung ist in 2 gezeigt. Ein anderes Beispiel
einer Fertigung ist in 3 gezeigt.
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In 2 wird ein Schritt zum Erholungsglühen veranschaulicht,
der bevorzugt bei der Herstellung von Blecherzeugnissen nach der
vorliegenden Erfindung zum Einsatz gelangt. Wie in Figur anschaulich
gemacht wird, können
Zwischenglühungen
während
des Warmwalzens und/oder Kaltwalzens zusätzlich oder anstelle des Erholungsglühens zur
Anwendung gelangen. Dabei ist zu beachten, dass diese Wärmebehandlungen durch
kontrolliertes Erhitzen oder durch einmaliges oder mehrfaches Halten
bei einer oder mehreren Temperaturen vorgesehen werden kann.
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In
Abhängigkeit
von der speziellen Legierungszusammensetzung wird der Schritt des
Vorwärmens vorzugsweise
bei einer Temperatur zwischen 800° und
1.050°F
für 2 bis
50 Stunden ausgeführt.
Das erste Warmwalzen wird bevorzugt bei einer Temperatur von 750° bis 1.020°F mit einer
Dickenreduktion von 0,1 bis 3 inch-Prozent pro Durchgang ausgeführt. Das
Nachwärmen
wird vorzugsweise bei einer Temperatur von 700° bis 1.050°F für 2 bis 40 Stunden ausgeführt. Der
abschließende
Schritt des Warmwalzens wird vorzugsweise bei einer Temperatur von
680° bis
1.050°F
mit einer Dickenreduktion von 0,1 bis 3 inch pro Durchgang ausgeführt. 8°C = 5/9 (°F-32)) (1
mm = 0,03937 inch).
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Die
wahlweisen Zwischenglühungen
während
des Warmwalzens oder Kaltwalzens, wie sie beispielsweise in 3 anschaulich gemacht werden,
werden vorzugsweise bei einer Temperatur zwischen etwa 400° und etwa
1.000°F
für 0,5
bis 24 Stunden ausgeführt.
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Der
Schritt des Kaltwalzens wird vorzugsweise bei Raumtemperatur mit
einer Dickenreduktion von etwa 5% bis 50% per Durchgang ausgeführt.
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Die
Erholungsglühbehandlungen/Rekristallisationsglühbehandlungen
mit langgestrecktem Korn, wie sie beispielsweise in 2 veranschaulicht sind werden vorzugsweise
bei einer Temperatur zwischen etwa 300° und etwa 1.000°F für 0,5 bis
96 Stunden ausgeführt.
Nichtrekristallisierte anisotrope Mikrostrukturen erfordern im typischen
Fall Glühbehandlungen
bei relativ niedrigen Temperaturen von beispielsweise etwa 400° bis etwa
700°F. Rekristallisierte
anisotrope Mikrostrukturen erfordern im typischen Fall Glühbehandlungen
bei relativ hohen Temperaturen von beispielsweise etwa 600° bis etwa
1.000°F.
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Die
Lösungsglühbehandlung
wird bevorzugt bei einer Temperatur von etwa 850° bis etwa 1.060°F für eine Dauer
von etwa 1 bis 2 Minuten bis zu etwa eine Stunde ausgeführt.
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Der
Schritt des Abschreckens wird vorzugsweise durch rasches Kühlen unter
Anwendung einer Tauchbehandlung in einer geeigneten Kühlflüssigkeit
oder durch Besprühen
mit einer geeigneten Kühlflüssigkeit
ausgeführt.
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Die
Schritte des Richtens und Streckens werden bevorzugt ausgeführt, um
eine Gesamt-Kaltumformung von 6% zu gewährleisten.
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Nach
der Lösungsglühbehandlung
kann wahlweise eine Kaltumformung ausgeführt werden und bevorzugt durch
Strecken oder Kaltwalzen. Der Prozess der Kaltverarbeitung vermittelt
dem Blecherzeugnis bevorzugt eine Kaltumformung von maximal 15%
und mehr bevorzugt maximal etwa 8%.
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Die
Blecherzeugnisse, die nach der vorliegenden Erfindung hergestellt
werden, zeigen eine deutlich erhöhte
Festigkeit und/oder Widerstand gegen Ausbreitung von Ermüdungsrissen
als Folge ihrer anisotropen Mikrostrukturen. In einer bevorzugten
Ausführungsform
zeigen die gewalzten Blecherzeugnisse Formänderungsfestigkeiten unter
Zug (TYS) in Längsrichtung
(L) von mehr als 45 ksi und mehr bevorzugt mehr als 48 ksi. Die
gewalzten Blecherzeugnisse zeigen vorzugsweise Formänderungfestigkeiten
unter Zug in der langen Querrichtung (LT) von mehr als 40 ksi und
mehr bevorzugt mehr als 43 ksi. Die Orientierung in der langen Quenichtung
(T-L) des gewalzten Bleches im T3-Härtegrad zeigen bevorzugt eine
Geschwindigkeit der Ermüdungsrissausbreitung
da/dN von weniger als etwa 5 × 10–6 inch/Zyklus
bei einem ΔK
von 10 ksi√inch
und mehr bevorzugt weniger als etwa 4 × 10–6 oder
3 × 10–6 inch/Zyklus,
in dem T36-Härtegrad
zeigt das gewalzte Blech eine Ermüdungsrissausbreitungsgeschwindigkeit
in der T-L-Orientierung von weniger als 4 × 10–6 inch/Zyklus bei
einem ΔK
von 10 ksi Inch und mehr bevorzugt weniger als 3 × 10–6 oder
2 × 10–6 inch/Zyklus
(1 ksi = 6.894.756,7 Pa) (1 ksi√inch
= 1,0988 MPa√m).
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Ferner
zeigen die Blecherzeugnisse der Aluminiumknetlegierung der vorliegenden
Erfindung verbesserte Werte der Bruchzähigkeit, z. B. bei Tests mit
Kerbschlagzähigkeitsproben
nach Standard ASTM E561 und B646 von 16 inch#44 inch. Beispielsweise
zeigen Blecherzeugnisse, die nach der vorliegenden Erfindung hergestellt
werden, vorzugsweise Kc-Werte der Bruchzähigkeit
in Längsrichtung
(L-T) oder langer Querrichtung (T-L) von mehr als 130 oder 140 ksi√inch. Die
Blecherzeugnisse besitzen darüber
hinaus vorzugsweise Kapp Werte der Bruchzähigkeit
L-T oder T-L von mehr als 85 oder 90 ksi√inch.
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Zusätzlich dazu,
dass die erfindungsgemäßen Blecherzeugnisse
einen verbesserten Ermüdungsrissausbreitungswiderstand
haben, zeigen sie verbesserte Kombinationen von Festigkeit und Bruchzähigkeit.
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4a und 4b sind Mikrophotographien zur Veranschaulichung
der im Wesentlichen äquiaxialen
Körner
von konventionellen Blecherzeugnissen der Legierung 2024 und 2524,
die für
Rumpfblech verwendet werden. Anders als bei dem konventionellen
Rumpfblech, wie es beispielsweise in den 4a und 4b gezeigt
ist, ermöglicht
die anisotrope Mikrostruktur der erfindungsgemäßen Blecherzeugnisse den Flugzeugherstellern das
Blech in Richtungen zu orientieren, die den Vorteil der verbesserten
mechanischen Eigenschaften des Bleches nutzen, wie beispielsweise
der verbesserte Ermüdungsrissausbreitungs widerstand
in Längsrichtung und/oder
langer Querrichtung sowie der Bruchzähigkeit und/oder Festigkeit.
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In
der nachfolgenden Tabelle 1 werden Zusammensetzungen einiger Blecherzeugnisse
zusammengestellt, die so verarbeitet werden können, dass sie gemäß den Ausführungsformen
der vorliegenden Erfindung anisotrope Mikrostrukturen gewähren.
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Tabelle
1
Zusammensetzungen von Legierungen der Blecherzeugnisse in
(Gew.-%)
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Die
Blecherzeugnisse mit den in Tabelle 1 aufgeführten Zusammensetzungen wurden
wie folgt hergestellt. Es wurden Barren mit einer Abmessung von
6 inch × 16
inch × 60
inch unter Anwendung direkt gekühlter (DC)-Formen
gegossen. Die in Tabelle 1 angegebenen Zusammensetzungen wurden
anhand von Metallproben gemessen, die aus dem schmelzflüssigen Bad
erhalten wurden. Die Barren wurden zunächst einem Spannungsabbau durch
Erhitzen für
6 Stunden bis 750°C
unterzogen. Sodann wurden die Barren zur Entfernung einer 0,25 inch
dicken Oberflächenschicht
sowohl von den Walzoberflächen
als auch von der Seitensäge
bis zu einer Breite von 14 inch geschält. Für das Vorerhitzen wurden die
Barren bis 850°F
erhitzt, für
2 Stunden getränkt
und anschließend
bis 875°F
erhitzt und für
2 weitere Stunden getränkt.
Die aus dem Vorwärmofen entnommenen
Barren wurden auf ein Maß von
22% bis zu einer Stärke
von 4,5 inch quergewalzt, gefolgt von einem Längen bis auf eine Stärke von
2 inch. Die Metalltemperatur wurde oberhalb von 750°F mit einem
Nacherhitzen für
15 min bis zu 850°F
gehalten. Die 2 inch-Bramme wurde in 2 Hälften aufgeteilt und für 8 Stunden bis
915°F nacherhitzt,
in einem Rollgang bis 900°F
gekühlt
und bis auf eine Stärke
von 0,25 inch warmgewalzt. Geeignete Nachwärmbehandlungen wurden während des
Warmwalzens bis 915°F
für 15
min gewährt.
Die Metalltemperatur wurde oberhalb von 750°F gehalten. Nach dem Warmwalzen
wurde ein Blecherzeugnis mit einer Stärke von 0,150 inch erzeugt.
Erholungsglühungen
vor der Lösungsglühbehandlung
von 8 bis 24 Stunden bei Temperaturen von 400°F bis 550°F lieferten nichtrekristallisierte
Mikrostrukturen nach der Lösungsglühbehandlung.
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Nach
dem Walzen, der Lösungsglühbehandlung
und dem Abschrecken wurden alle Blechstücke mit Ultraschall auf Klasse
B untersucht und alle als einwandfrei befunden. Analysen der Mikrostruktur
ergaben, dass alle Proben nicht rekristallisierte Mikrostrukturen
im abschließenden
Härtegrad
zeigten. 5a bis 10b sind Mikrophotographien,
die die anisotropen Mikrostrukturen der in Tabelle 1 angegebenen
Blecherzeugnisse veranschaulichen. In jedem Fall besaß das Blech
ein hohes Maß an
kristallographischer Anisotropie und zeigte langgestreckte Körner. Die
Korn-Anisotropie ist am stärksten
ausgeprägt
in der Längsrichtung
(L) des jeweiligen Bleches, ist aber auch in der langen Querrichtung
des jeweiligen Bleches vorhanden.
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Die
nach der vorliegenden Erfindung erzeugten Proben wurden auf mechanische
Eigenschaften getestet. Das Diagramm in 11 zeigt die Stellen und Orientierungen
von Proben, die für
die verschiedenen Tests genommen wurden.
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Die
Ergebnisse der Zugprüfung
in L-, LT- und 45-Richtungen sind in 12 gezeigt.
Die in Tabelle 1 aufgeführte
Legierung 367 zeigte die höchste
Festigkeit in allen 3 Richtungen. Allerdings zeigten die übrigen in
Tabelle 1 aufgeführten
Legierungen ebenfalls günstige
Festigkeitswerte.
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Es
wurden Kerbschlagzähigkeitsversuche
an Probekörpern
von 16 inch#44 inch mit Mittelkerbe mit Anfangsmittelrissen von
4 inch ausgeführt. 13 und 14 veranschaulichen R-Kurven der Kerbschlagzähigkeitsprüfung und
zeigen, dass die Prüfkörper der
erfindungsgemäßen Blecherzeugnisse über günstige Werte der
Kerbschlagzähigkeit
verfügen,
wie mit denen von Alclad 2524 T3-Blech vergleichbar sind. Die R-Kurven sind
für alle
getestete Legierungen vergleichbar.
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Die
erhaltenen verbesserten Kombinationen von Festigkeit/Zähigkeit
sind in 15 dargestellt. 15 zeigt außerdem für Vergleichszwecke
einen Mittelwert von 2524-T3-Alclad-Blech, das in der Anlage erzeugt
wurde. Die in 15 gezeigten
Mindestwerte entsprechen dem -3-fachen des extra polierten Wertes der
Standardabweichung.
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Die
Ermüdungsprüfung unter
konstanter Amplitude ist in 16 dargestellt.
Diese Prüfungen
wurden an Proben ausgeführt,
die im Bezug auf die Tests auf Festigkeit und Zähigkeit am vielversprechendsten
erschienen. Diese Ergebnisse zeigen, dass die nach der vorliegenden
Erfindung hergestellten Erzeugnisse deutlich geringere Geschwindigkeiten
der Rissausbreitung zeigen, d. h. einen verbesserten Widerstand
gegen Ermüdungsrissausbreitung.
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Proben
im Härtegrad
T36 zeigten die in 17 dargestellten
Eigenschaften. In 17 wurde
der T36-Härtegrad
erzielt, indem entweder auf dem Wege des Kaltwalzens oder Streckens
eine Kaltverformung von 5% vermittelt wurde. Die Festigkeitswerte
der kaltgewalzten Proben sind geringfügig höher.
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Die
Ergebnisse aus den vorangegangenen Tests zeigen, dass die Festigkeit
und der Widerstand gegenüber
Ermüdungsrissausbreitung
gemäß der vorliegenden
Erfindung deutlich verbessert sind. Durch Warmwalzen bei relativ
hohen Temperaturen unter Anwendung von Erholungsglühungen und
durch Zusetzen von Zr und/oder Sc als Dispersoid erzeugende Zusätze war
es möglich,
nichtrekristallisierte Mikrostrukturen in Blechstärken zu
erzeugen. Aus unbekannten Gründen
scheinen Li-Zugaben das Erzielen der nichtrekristallisierten Mikrostrukturen
ebenfalls zu unterstützen.
In den 2xxx-Legierungen scheint Kupfer einen wesentlichen Einfluss
auf die Verfestigung zu haben. Scandium-Zugaben fördern das
Erzielen von nichtrekristallisierten Mikrostrukturen, können für das Verfestigen
jedoch von Nachteil sein. Zugaben von Mangan sind vorteilhaft für die Festigkeitseigenschafte.
Das Kaltwalzen, z. B. auf 5%, erhöht die Festigkeit deutlich
ohne eine Verringerung der Ermüdung
oder Bruchzähigkeit,
was ebenfalls überraschend
war. Legierungen, die Li enthalten, können größere Verbesserungen hinsichtlich
der Eigenschaften als Ergebnis der Kaltverformung zeigen, als Legierungen
ohne die Li-Zugabe.
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Es
wurde ein Anlagenwalzversuch mit der Aufgabe ausgeführt, eine
anisotrope Korn-Mikrostruktur in einem Blecherzeugnis zu erzeugen,
um zu höherer
Festigkeit und höherem
Widerstand gegenüber
Ausbreitung von Ermüdungsrissen
zu gelangen. Die in Tabelle 2 gezeigten Legierungen wurden zu 15.000
LB-Barren gegossen und entsprechend den Verfahren der vorliegenden
Erfindung unter Anwendung eines ähnlichen
Fertigungsweges verarbeitet, wie er in 2 gezeigt ist. (1 kg = 2,2046 lb).
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Tabelle
2
Legierungszusammensetzungen von Blecherzeugnissen (in Gew.-%)
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Es
wurden Blecherzeugnisse mit den in Tabelle 2 aufgeführten Zusammensetzungen
wurden wie folgt hergestellt.
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Es
wurden Barren mit einer Abmessung von 14 inch × 74 inch × 180 inch unter Anwendung
direkt gekühlter
(DC)-Formen gegossen. Die in Tabelle 2 angegebenen Zusammensetzungen
wurden anhand von Metallproben gemessen, die während des Gießens erhalten
wurden. Die Barren wurden zunächst
einer Spannungsabbaubehandlung unterzogen, indem sie für 6 Stunden
bis 750°C
erhitzt wurden. Sodann wurden die Barren zur Entfernung einer 0,5
inch dicken Oberflächenschicht
sowohl von beiden Walzoberflächen
geschält. Für die Vorwärmbehandlung
wurden die Barren bis 850°F
erhitzt, für
2 Stunden getränkt
und anschließend
bis 875°F
erhitzt und für
2 weitere Stunden getränkt.
Die aus dem Vorwärmofen
entnommenen Barren wurden Alclad 1100-Blech walzplattiert und bis
auf eine Stärke
von 6,24 inch gewalzt. Die 6,24 inch-Alclad-Bramme wurde für 8 Stunden
bis 915°F
nacherhitzt, in einem Rollgang bis 850°F gekühlt und auf eine Stärke von
0,180 inch warmgewalzt. Die Metalltemperatur wurde oberhalb von
600°F gehalten.
Nach dem Warmwalzen wurde das Blecherzeugnis einem Rekristallisationsglühen für 8 Stunden
bei 700°F
vor der Lösungsglühbehandlung unterworfen.
Das Blecherzeugnis wurde für
11 min bei 925°F
einer Chargen-Lösungsglühbehandlung
unterworfen und einer Wasserabschreckung unterzogen. Das Blecherzeugnis
wurde mit einer Dickenverringerung von 0,180 Inch bis 0,17746 inch
flachgewalzt. Anschließend
wurden die Härtegrade
T3 und T36 erzeugt. Die Aluminiumplattierung hatte eine Dicke von
2,5% der Enddicke. Die anisotropen Mikrostrukturen wiesen langgestreckte
rekristallisierte Körner
auf, die in dem abschließenden
T3-Härtegrad
entsprechend der Darstellung in den 18 bis 21 erzielt wurden.
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Die
Ergebnisse aus den Messungen der Zugfestigkeit sind in 22 gezeigt. Die Messungen
der Zugeigenschaften zeigen, dass die Varianten mit hohem Mn, wie
sie in Tabelle 2 angegeben sind, größere Festigkeiten ergeben,
als die Varianten mit geringern Mn. Der Verfestigungseffekt von
Mn ist überraschend
größer als
der von Cu.
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Die
Messungen der Bruchzähigkeit
wurden unter Verwendung von Prüfkörpern für die Kerbschlagzähigkeit
mit mittlerer Kerbe einer Abmessung von 16 inch#44 inch ausgeführt. Die
Ergebnisse der Messungen von Festigkeit und Zähigkeit sind in 23 bis 26 gezeigt. Diese Figuren zeigen für Vergleichszwecke
außerdem
einen Mittelwert für
Alclad-Blech 2524-T3. Die in diesen Figuren angegebenen Mindestwerte
entsprechen dem -3-fachen extra polierten Wert der Standardabweichung.
Die Kombinationen von Festigkeit und Zähigkeit der Blecherzeugnisse
mit den Varianten mit hohem Mn sind besser als diejenigen von 2524-T3. Überraschenderweise
zeigt die Probe mit geringern Cu und hohem Mn bessere Eigenschaften
als die Probe mit hohem Cu und geringern Mn.
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27 zeigt das da/dN-Verhalten
der Variante mit geringern Cu und hohem Mn für die Härtegrade T3 und T36. Die Tests
wurden 2-fach ausgeführt
und ergaben eine gute Korrelation bei den doppelt ausgeführten Tests.
Es ist zu beachten, dass diese Ergebnisse angeben, dass bei einem ΔK von 10
die Ausbreitungsgeschwindigkeit von Ermüdungsrissen für die T3-Härtegrade
verringert ist und sogar noch stärker
verringert ist bei den Härtegraden
T36. Diese Ergebnisse zeigen, dass die nach der vorliegenden Erfindung
hergestellten Erzeugnisse ein besseres FCG Ermüdungsrissausbreitungsverhalten
haben.
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28 zeigt Ergebnisse aus
der S/N-Ermüdungsprüfung. Es
ist zu beachten, dass bei einem vorgegebenen Wert der Zahl der Zyklen
die Maximalbelastung bei Erzeugnissen höher ist, die nach der vorliegenden Erfindung
hergestellt sind. Dieses bedeutet, dass Bauteile höheren Belastungen
ausgesetzt werden können, als
konventionelle Bauteile bei der gleichen Lebenserwartung. Ebenfalls
ist das S/N-Ermüdungsverhalten
der Erzeugnisse, die nach der vorliegenden Erfindung hergestellt
sind, besser als das derjenigen des Alclad-Blecherzeugnisses 2524-T3.
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Tabelle
3 zeigt die Ergebnisse aus den Tests der Druckfließgrenze,
worin die Eigenschaften der Druckfestigkeit für die Legierung 2524 und eine
der Legierungen der vorliegenden Erfindung (die Variante 354–391 mit
geringern Cu und hohem Mn) in Orientierungen der Längsrichtung
(L) und langen Querrichtung (LT) verglichen werden. Im Vergleich
zu dem konventionellen Blecherzeugnis 2524 wird eine deutliche Verbesserung der
Eigenschaften der Druckfließgrenze
von den erfindungsgemäßen Blecherzeugnissen
erreicht.
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Tabelle
3
Gemessene Druckfließgrenzen
für die
Legierung 2524 und 354–391
mit geringern Cu und hohem Mn
-
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Die
anisotropen Mikrostrukturen einiger rekristallisierter und nichtrekristallisierter
Blecherzeugnisse der vorliegenden Erfindung wurden im Vergleich
mit den Erzeugnissen der Legierung 2024 und 2524 gemessen. In Tabelle
4 sind die Komponenten der Messing-Textur und der Goss-Textur für die Blecherzeugnisse 2024-T3
und 2524-T4 in den Stärken
0,0125 inch zusammengestellt. Diese werden verglichen mit den nichtrekristallisierten
Blecherzeugnissen der vorliegenden Erfindung 770-309 und 770-311,
die in Tabelle 1 zusammengestellt sind, sowie den rekristallisierten
Blecherzeugnissen der vorliegenden Erfindung 354–391 und 354–401, die
in Tabelle 2 zusammengestellt sind.
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Tabelle
4
Maximum der Intensität
der Texturkomponenten (X-fach regellos)
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Wie
aus Tabelle 4 hervorgeht, besitzen die nichtrekristallisierten Blechproben
770-309 und 770-311 der vorliegenden Erfindung Messing-Texturkomponenten,
die größer sind
als 30, was ihre stark anisotropen Mikrostrukturen zeigt. Die rekristallisierten
Blechproben 354391 und 354–401
der vorliegenden Erfindung besitzen Goss-Texturkomponenten, die
größer sind
als 40, d. h. ausreichend oberhalb der Goss-Texturkomponente der
konventionellen rekristallisierten Blecherzeugnisse 2024-T3 und
2524-T4.
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Die
Erzeugnisse und Verfahren der vorliegenden Erfindung gewähren gegenüber konventionell
hergestellten Aluminiumerzeugnissen mehrere Vorteile. Gemäß der vorliegenden
Erfindung werden Aluminiumblecherzeugnisse, die eine starke Anisotropie
der Korn-Mikrostruktur enthalten, gewährt, die eine hohe Bruchflächenrauhigkeit
zeigen sowie sekundäre
Rissbildung und -verzweigung, wodurch die Erzeugnisse bei Anwendungen
besser geeignet sind, die eine geringe Ermüdungsrissausbreitung erfordern.
Darüber
hinaus zeigen die Erzeugnisse günstige
Kombinationen von Festigkeit und Bruchzähigkeit.
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Obgleich
vorstehend spezielle Ausführungsformen
der vorliegenden Erfindung für
Vergleichszwecke beschrieben worden sind, ist für den Fachmann auf dem Gebiet
selbstverständlich,
dass zahlreiche Abänderungen
an Einzelheiten der vorliegenden Erfindung vorgenommen werden können, ohne
von der Erfindung abzuweichen, die in den beigefügten Ansprüchen festgelegt ist.